CN106460102A - 钛合金及其生产方法 - Google Patents

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CN106460102A CN201580025221.7A CN201580025221A CN106460102A CN 106460102 A CN106460102 A CN 106460102A CN 201580025221 A CN201580025221 A CN 201580025221A CN 106460102 A CN106460102 A CN 106460102A
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T.F.布罗德里克
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Abstract

钛合金包括5wt%到8wt%的铝；2.5wt%到5.5wt%的钒；0.1wt%到2wt%的选自铁和钼构成的集合的一种或更多种元素；0.01wt%到0.2wt%的碳；达到0.3wt%的氧；硅和铜；可选地达到2wt%的选自锆和锡的一种或更多种元素；以及余量为钛。在一个实施例中，还大体上提供了一种涡轮构件，其包括由钛合金制成的制品。此外，还大体上提供了一种用于制作具有β转变温度和硅化钛溶线温度的合金构件的方法。

Description

钛合金及其生产方法
技术领域
本发明大体上涉及钛合金及其生产方法。具体而言，本文公开的钛合金特别适合用于诸如燃气轮机的旋转机器。
优先权信息
本申请请求享有2014年5月15日提交的题为“TITANIUM ALLOYS AND THEIR METHODSOF PRODUCTION”的美国临时专利申请序列第61/993346号的优先权，该申请的公开内容通过引用并入本文中。
背景技术
至少一些已知的旋转机器(诸如但不限于蒸汽涡轮发动机和/或燃气涡轮发动机)包括各种转子组件，诸如风扇组件、压缩机和/或涡轮，它们各自包括转子组件。至少一些已知的转子组件包括构件，诸如但不限于盘、轴、转轴、叶片盘("叶盘")、密封件和/或带叶片的整合环("叶环")，以及独立的燕尾部附接的叶片。此构件可取决于燃气涡轮发动机内的轴向位置经历不同温度。
例如，在操作期间，至少一些已知的燃气涡轮发动机可经历沿发动机的中心纵轴线延伸的轴向温度梯度。大体上，燃气涡轮发动机构件朝发动机的前部暴露于较低的操作温度，且朝发动机的后部暴露于较高的操作温度。因此，已知的转子组件和/或转子构件大体上由能够经得起其在发动机内的预计位置处的预期最高温度的材料制成。
为了适应不同温度，不同发动机构件以具有不同材料性质的不同合金锻造，这允许了构件经得起不同的预期最高径向和/或轴向温度。更具体而言，已知的旋转组件和/或旋转构件各自大体上由能够经得起整个旋转组件和/或旋转构件的预期最高温度的单一合金锻造成。例如，Ti-17 (Ti-5Al-4Mo-4Cr-2Sn-2Zr), Ti-6246 (Ti-6Al-2Sn- 4Zr-6Mo)和Ti-64 (Ti-6Al-4V)可取决于零件在发动机内的相对位置来用于燃气涡轮发动机内的旋转构件。
诸如叶盘或整合地带叶片的转子的构件也可使用固态焊接结合工艺由一种或更多种合金制成。在双金属叶盘的情况下，毂可由诸如具有优异的厚截面性质的β处理(betaprocessed)的Ti-6246或β处理的Ti-17的一种合金制成，而翼型件可由诸如具有相对小截面尺寸中的优异疲劳性质和外物破坏(FOD)性质的α加β处理的Ti-64的第二合金制成。如本文使用的厚截面是指由钛合金制成的示例性构件的截面尺寸，例如，大于大约一英寸到两英寸的截面，或另一个实例是从大约一英寸到3英寸，再一个实例是达到六英寸或更大。翼型件可使用诸如平移摩擦焊接或线性摩擦焊接的工艺固态焊接到毂上。叶盘也可使用相同合金(诸如α加β处理的Ti-64)的毂和翼型件来固态焊接，其中α加β处理的Ti-64毂性质对于应用是足够的。诸如压缩机转子鼓的构件也可使用固态焊接结合工艺(诸如惯性焊接)来由一种或更多种合金制成。对于惯性焊接的转子，可能期望具有用于转子的随后级中的较高温度的合金。
Ti-64为α/β处理的钛合金，其是高度可制造的，具有相对各向同性性质，具有相对低的密度，经得起外物破坏(FOD)，相对容易修理，且相对低成本。然而，Ti-64具有有限的厚截面强度和高周疲劳(HCF)能力，尤其是在低A比下(其中A为交变应力除以平均应力的比)，且在FOD期间变形至相对高的程度。相比之下，Ti-17和Ti-6246为β处理的，不太容易制造，由于β处理而具有更大各向异性性质(尤其是延性)，具有较高密度，不太经得起FOD，不容易焊接或修理，且具有较高成本。然而，Ti-17和Ti-6246具有良好的厚截面强度，具有良好的HCF能力，具有优于Ti-64的温度能力，且在FOD冲击期间变形相对小于Ti-64。
因此，存在的需要在于一种低成本钛合金，其具有Ti-64的良好质量(例如，相对各向同性性质、相对低的密度、经得起FOD且在FOD其间不太变形太大，且是可修理的)，以及Ti-17和Ti6246的一些益处(例如，厚截面抗拉强度和HCF强度)。
发明内容
本发明的方面和优点将在以下描述中阐明，或可从描述中清楚，或可通过实施本发明理解到。
在一个实施例中，大体上提供的是一种物质的成分，钛合金包括大约5wt%到大约8wt%的铝；大约2.5wt%到大约5.5wt%的钒；大约0.1wt%到大约2wt%的选自铁和钼构成的集合的一种或更多种元素；大约0.01wt%到大约0.2wt%的碳；达到大约0.3wt%的氧；硅和铜；以及钛。
在一个实施例中，大体上提供的是一种涡轮构件，其包括由钛合金制成的制品，钛合金具有大约5wt%到大约8wt%的铝；大约2.5wt%到大约5.5wt%的钒；大约0.1wt%到大约2wt%的选自铁和钼构成的集合的一种或更多种元素；大约0.01wt%到大约0.2wt%的碳；达到大约0.3wt%的氧；硅或铜中的至少一者；以及钛。
还大体上提供的是一种用于制造具有β转变温度和硅化钛溶线温度的合金构件的方法，其中方法步骤包括：在高于β转变温度的温度下热加工钛合金锭，其中钛合金锭包括大约5wt%到大约8wt%的铝；大约2.5wt%到大约5.5wt%的钒；大约0.1wt%到大约2wt%的选自铁和钼构成的集合的一种或更多种元素；大约0.01wt%到大约0.2wt%的碳；达到大约0.3wt%的氧；达到2wt%的选自锆和锡构成的集合的一种或更多种元素；硅或铜中的至少一者；以及钛；在低于合金的β转变温度和硅化物溶线温度两者的温度下热加工钛合金锭；在高于β转变温度但低于硅化钛溶线温度的温度下热加工钛合金锭；在低于合金的β转变温度和硅化物溶线温度两者的温度下热加工钛合金锭，从而形成坯锭；在低于合金的β转变温度和硅化物溶线温度两者的温度下热加工坯锭来形成锻件；以及在低于β转变温度和硅化物溶线温度的温度下溶解热处理锻件。
本发明的这些及其它特征、方面和优点将参照以下描述和所附权利要求变得更好理解。并入且构成本说明书的一部分的附图示出了本发明的实施例，且连同描述一起用于阐释本发明的原理。
附图说明
看作是本发明的主题在说明书的结束部分中具体指出且明确提出。然而，本发明可连同附图参照以下详细来最佳地理解，在附图中：
图1为示例性涡扇燃气涡轮发动机组件的简图；
图2为叶盘的等距视图；
图3为绘出焊接区域的可选位置的穿过叶盘的两级的截面视图；
图4示出了相对于β退火温度的某些合金成分的最大β晶粒尺寸的图表；
图5示出了基于其计算的铝当量和钼当量的较宽范围的市售合金的图表；以及
图6从图5扩展，示出了选择的市售合金的铝当量和钼当量的一部分，且包括本发明的示例合金。
具体实施方式
现在将详细参照本发明的实施例，其一个或更多个实例在附图中示出。各个实例通过阐释本发明的方式提供，且不限制本发明。实际上，对本领域的技术人员将显而易见的是，可在本发明中制作出各种改型和变型，而不会脱离本发明的范围或精神。例如，示为或描述为一个实施例的一部分的特征可结合另一个实施例使用以产生又一个实施例。因此，期望本发明覆盖归入所附权利要求和其等同物的范围内的此类改型和变型。
化学元素在本公开内容中使用其常用化学缩写来论述，诸如元素周期表中常见的。例如，氢由其常用化学缩写H表示；氦由其常用化学缩写He表示；且以此类推。
应当认识到的是，"轴向"和"轴向地"在本申请各处和基本平行于旋转机器的中心旋转轴线的基准方向和定向中使用。还应当认识到的是，"轴向-周向边缘"在本申请中各处用于表示定向成基本垂直于旋转机器的中心旋转轴线的周向边缘。还应当认识到的是，用语"径向"和"径向地"在本申请各处用于基本垂直于中心旋转轴线的基准方向和定向。还应当认识到的是，"径向-周向平面"在本申请各处用于定向成基本垂直于旋转机器的中心旋转轴线的基准平面。此外，应当认识到的是，"前"在本申请各处用于表示位于上游且朝燃气涡轮发动机的入口侧的方向和位置，且"后"在本申请各处用于表示位于下游且朝燃气涡轮发动机的排气侧的方向和位置。
大体上提供了钛合金类别的物质成分。构件还提供成由从Ti-64改性的钛合金形成，以便保留Ti-64的期望性质(例如，相对各向同性、相对低密度、经得起FOD、可修理性和低成本)，同时改善厚截面强度、HCF能力、蠕变强度和FOD之后的低变形，以接近Ti-17和Ti-6246的那些有益方面。新的改性Ti-64合金的成本可通过将成分设计成使得可使用较高百分比的可广泛获得的Ti-64再循环材料来最小化。此外，坯锭和锻造处理途径可保持为尽可能接近Ti-64，以便最小化成本。
如所述，涡扇发动机组件内的构件(如图1中所示)可由钛合金构成。在一个实施例中，钛合金包括大约5wt%到大约8wt%的铝(例如，大约6wt%到大约7wt%的铝)；大约2.5wt%到大约5.5wt%的钒(例如，大约3wt%到大约5wt%的钒，诸如大约3.5wt%到大约4.5wt%的钒)；大约0.1wt%到大约2wt%的铁(例如，大约0.1wt%到大约1wt%的铁，诸如大约0.1wt%到大约0.6wt%的铁)；大约0.01wt%到大约0.2wt%的碳(大约0.01wt%到大约0.1wt%的碳)；硅和铜中的至少一者，其中硅和铜的组合量为大约0.1wt%到大约4wt%(例如，大约0.1wt%到大约2wt%的硅和/或大约0.5wt%到大约4wt%的铜，诸如大约0.5wt%到大约2wt%的铜)；可选地，达到大约0.3wt%的氧(例如，达到大约0.2wt%的氧，诸如大约0.1wt%到大约0.2wt%)；可选地，达到大约0.05wt%的氮(例如，达到大约0.01wt%的氮，诸如大约0.001wt%到大约0.01wt%的氮)；可选地，达到大约2wt%的钼(例如，大约0.5wt%到大约1.5wt%的钼，诸如大约0.5wt%到大约1wt%)；可选地，达到大约2wt%的锡(例如，大约0.5wt%到大约2wt%的锡，诸如大约0.5wt%到大约1wt%的锡)；可选地，达到大约2wt%的锆(例如，大约0.5wt%到大约2wt%的锆，诸如大约0.5wt%到大约1wt%的锆)；可选地，达到大约2wt%的钨(例如，大约0.1wt%到大约2wt%的钨，诸如大约0.1wt%到大约1wt%的钨)；以及余量的钛。
换言之，在一个实施例中，钛合金包括：钛；大约5wt%到大约8wt%的铝；大约2.5wt%到大约5.5wt%的钒；大约0.1wt%到大约2wt%的铁；大约0.01wt%到大约0.2wt%的碳；以及硅或铜中的至少一者，其中硅和铜的组合量为大约0.1wt%到大约4wt%(例如，大约0.1wt%到大约2wt%的硅和/或大约0.5wt%到大约2wt%的铜)。钛合金还可选包括达到大约0.3wt%的氧(例如，大约0.1wt%到大约0.2wt%的氧)、达到大约0.05wt%的氮(例如，大约0.001wt%到大约0.05wt%的氮)；达到大约2wt%的钼(例如，大约0.5wt%到大约1wt%的钼)；达到大约2wt%的锡(例如，大约0.5wt%到大约2wt%的锡)；达到大约2wt%的锆(例如，大约0.5wt%到大约2wt%的锆)，达到大约2wt%的钨(例如，大约0.1wt%到大约2wt%的钨)，或它们的组合。
例如，上文提到的成分范围如以下表1所示那样归纳：
表1：示例性成分范围
。
图2示出了可由钛合金构成的构件的实例，绘出了单级叶盘50的等距视图，备选称为一体地带叶片的转子。叶盘50具有毂52，其外接中心旋转轴线12(也称为图1的涡扇发动机组件10的轴线12)。翼型件60基本从毂52沿径向延伸。在图1的高压压缩机20中，为了针对性能参数(例如，疲劳寿命、FOD容限和蠕变强度)优化叶盘，可优选双金属叶盘，其中毂52和翼型件60为不同合金。翼型件60可使用诸如平移摩擦焊接或线性摩擦焊接的工艺固态焊接到毂52上。因此，可能期望选择向毂52提供优异的厚截面性质且向翼型件60提供相对小截面尺寸中的优异疲劳性质和FOD性质的材料。
在图2中所示的示例性实施例中，毂52由本发明的示例创造性合金制成，其中翼型件60由具有期望的疲劳寿命性能的市售或常规材料(例如，如，Ti-64)制成。在焊接之后，毂52与翼型件60之间的界面可称为焊缝或热影响区70。在该区70中，毂和翼型件合金的混合物连同较宽范围的微结构存在。合金的该混合物和微结构的范围可有损叶盘50的部分的厚截面疲劳、FOD等。
在另一个示例性实施例中，毂52和翼型件60两者由本发明的相同的示例创造性合金制成，或由本发明的单独的示例创造性合金制成。在毂52和翼型件60为相同创造性合金的情况下，在区70中，毂和翼型件合金的混合物不存在，但较宽范围的微结构存在。该微结构范围又可有损叶盘50的部分的厚截面疲劳、FOD等。
为了优化旋转构件的质量(经由消除螺接接头)且利用较高温度的材料，在图1中所示的高压压缩机20中，叶盘的相邻级可惯性焊接。类似于双金属毂/翼型件，可能期望具有由第一材料制成的叶盘前级和由第二材料制成的叶盘后级。如图3中所示，叶盘前级80可由本发明的示例创造性合金制成，且叶盘后级90可由常规材料制成，例如，如Ti-17。再次，焊接区或热影响区70存在，且前叶盘和后叶盘合金的混合物连同区70中的较宽范围的微结构存在，呈现出了降低材料性质的区域。
在其它示例性实施例中，相邻的叶盘前级80和叶盘后级90两者都由本发明的相同示例创造性合金制成，或可由本发明的单独的示例创造性合金制成。
此外，对于图2和3中所述的实施例，任何示例创造性合金可单独使用或与用于翼型件60、毂52、叶盘50、前级叶盘80或后级叶盘90中的一个或更多个的市售合金组合使用。尽管图3描述了两个级，但可构想出两个以上的叶盘级。
尽管材料可仅针对这些性质选择，但应当考虑经由后处理(例如，熔炉热处理)恢复在平移摩擦焊接或线性摩擦焊接中看到的焊接引起的热环境造成的材料性质损失。如下文将所述，本发明的合金与市售钛合金良好配对，允许了制造者例如通过毂52材料与翼型件60材料之间和相邻叶盘级80和90的材料之间更好匹配热处理温度和处理来完全利用该双金属材料性质的利益。这些利益还可在本发明的合金与其自身焊接(而不只是与市售钛合金)时实现。
现在转到合金制造，在这些钛合金的锭制造过程中，元素可从Ti-64改变来影响微结构和β转变接近曲线，以改进微结构(αp和片状形态)。例如，C、O和N间质用作α稳定剂，且可针对固溶体增强存在。另一方面，Cu, Mo, Fe, Si和W用作β稳定剂，且可用于提高淬硬性。然而，太多Mo、Fe和/或W可将密度增大至过高水平，且/或可具有在固态焊接之后的快速冷却期间形成有害相的潜在可能。例如，在Ti-64与其自身的固态焊接之后(例如，经由一个盘与另一个的惯性焊接来形成转轴，或叶片与盘的平移摩擦焊接来形成叶盘)，焊接区可包含六角马氏体α'(六角相)，其相对容易分解成α相，且在随后的应力缓解/时效处理时析出β相。有用的是注意对于Ti-64，α'马氏体的开始和结束温度都高于室温。相比于Ti-64，具有增大的β稳定剂含量的合金可具有可朝室温降低和低于室温的马氏体开始和结束温度。例如，Ti-6246将具有低于Ti-64的马氏体开始和结束温度，显示出保持较高量的β(马氏体结束低于室温)的趋势，且可形成一定百分比的斜方马氏体(指出马氏体开始高于室温)。此外，Ti-17中的低Al含量和Mo和Cr的组合产生更重地β稳定的成分，其可具有抑制成低于室温的马氏体开始点和马氏体结束点两者，故可显示出从高温快速骤冷之后完全保持β，例如，这可在固态焊接中发生。在保持β的情况下，可能难以在常规应力缓解/时效热处理之后形成期望尺寸和分布的α和β相。这会发生是因为保持的β还可包含细亚稳非热omega(表示随后的快速骤冷的用语)或亚稳omega(区分超过非热omega的中等成熟的用语)，其容易在低温下转变，例如，远低于常规应力缓解和时效热处理温度期间应用的那些。omega相的此转变可在构件的再热期间在上升至最终应力缓解和时效热处理温度时发生。与亚稳omega的转变相关联的是平衡α沉淀的增加量的并行表示，其数量密度由omega的存在和成熟而增大。朝增加数目的α沉淀的该早期低温调节持续到最终应力缓解和时效热处理温度，导致很细的α＋β微结构，其很强，但也具有较低的延性和韧性。较高温度的应力缓解/时效热处理温度可用于使细α＋β焊接微结构变粗，但这些然后可影响可保持在远离焊缝的基础金属中的性质的平衡，即，远离焊缝不可接受地降低强度和疲劳能力来在焊缝中获得韧性。在可在Ti-6246焊缝中形成的斜方马氏体的情况中，在常规应力缓解/时效热处理之后使该相分解成可接受的平衡α和β的尺寸和分布比在对Ti-64中的六角马氏体施加相似的应力缓解/时效热处理时又更困难。因此，这些事实表明，基础合金成分的开发必须解决将在预计的制造方法应用之后形成的预期瞬变的非平衡微结构，例如，上文提到的马氏体和保持的β＋omega微结构，其自然形成随后的固态焊接。因此，本文中提出的新的合金成分，其中附加的β稳定剂(Fe,Cu,Si和/或Mo)加到仍导致形成主要六角α'马氏体的水平(因此，固态焊接可利用标准应力缓解/时效热处理加韧，而不影响基础金属性质)，同时对Ti-64提供附加的淬硬性(改进的微结构)，以具有比Ti-64更好的厚截面性质。此外，如果足够水平的β稳定元素加至基础成分，使得斜方马氏体和/或omega相在固态焊接中产生，则基础合金成分设计成使得其可在高温(例如，在大约1300℉或更高)下应力缓解和/或时效，允许了在焊缝中实现足够高的韧性，同时不会不利地影响基础合金强度和疲劳。换言之，新成分在厚截面构件中尤其有用，且不主要依靠快速冷却和时效来经由细α沉淀(诸如，Ti-6246和Ti-17)实现较高强度。相反，它们依靠备选的加强机制，其甚至在从大截面尺寸构件中经历的溶解热处理温度的较慢的冷却速率下保持有效。
在平移摩擦焊接的双金属叶盘的情况中，本发明的合金用作毂来替代β处理的Ti-17或β处理的Ti-6246且Ti-64作为翼型件将导致创造性合金毂与Ti-64合金翼型件之间的流动应力和微结构的良好匹配。这可导致具有在焊接过程期间或之后形成缺陷的较低趋势的固态焊接。
I. 合金中存在硅的处理
如所述，在一个实施例中，钛合金包括大约0.1wt%到大约2wt%的硅(例如，大约0.5wt%到大约2wt%，诸如大约0.5wt%到大约1wt%)。由于固溶体加强和/或经由存在包含Si的颗粒的加强，故钛合金中包括Si导致提高的强度和可能提高的HCF强度。此外，Si可导致钛合金中的改进的微结构，其可导致提高的强度和可能提高的HCF强度。在处理期间，取决于合金中的Si的水平，溶液中的Si可作为硅化钛化合物沉淀。硅化钛化合物可为含有钛和硅的任何化合物(例如，Ti5Si3, Ti3Si等)，化合物中具有或没有其它元素(例如，Sn和/或Zr)
当Si被包括为钛合金中的成分时，合金成分可设计成具有足够的硅，使得硅化钛化合物的硅化物溶线温度充分高于合金的β转变温度。例如，硅化钛化合物的硅化物溶线温度可比合金的β转变温度高至少大约50℉(例如，比合金的β转变温度高大约75℉到大约400℉)。
合金的硅化物溶线温度与β转变温度之间的差异可允许β加硅化物相场中的锭/坯锭的处理。然而，如果由于固化期间的分离而在锭内存在硅的显著变化，则在旨在在β加硅化物相场中的随后的坯锭处理期间，有可能的是，相对于总体成分减少硅的局部区域中，该局部区域实际上可高于局部硅化物溶线。具有不同硅含量的这些区域可将经由均化处理(如下文所述)来减小，以产生足够小且间隔开的硅化物颗粒的体积分数和尺寸，以在后续处理之后导致更细的β晶粒尺寸。另一方面，如果硅化物颗粒体积分数和/或尺寸不适当，则即使坯锭在β加硅化物相场中再结晶，也不可实现一致的非常改进的β结构。由于分离而富有硅含量的区域在旨在低于β转变的处理期间也可局部地导致材料高于β转变。如果这发生，则相信(不期望由任何特定理论限定)，在这些富硅区域中，硅化物颗粒将以压住β晶粒的这些颗粒形成。因此，即使这些富硅区域可高于局部β转变，改进的微结构也可在αβ处理期间保持，诸如坯锭锻造、构件锻造和/或溶解热处理。
二相颗粒的存在而延迟晶粒生长原来由Zener进行了理论研究。该问题并未完全解决，其中特定合金系统解决方案相当复杂，必须考虑描述颗粒与移动晶粒边界的相互作用的许多因素。进一步，总体描述以以下形式进行
PZ = C3 ( sf/d)
其中PZ =Zener阻力压力
C3=可基本变到达到5x的几何常数
s=晶粒边界界面能量
f=二相颗粒的体积分数
d=颗粒的平均直径
指出了较高体积分数下的较细颗粒提供增大的阻力效果。提到的来自1%到10%的体积分数和1到10微米平均直径的二相颗粒的阻力影响是常见的。关于晶粒边界如何与来回移动C3的值的二相颗粒的相互作用和晶粒边界如何包绕二相颗粒，本领域内存在明显的争论。
参看图4，随两相材料中的退火温度变化的最大预计再结晶β晶粒尺寸可由以下方程表示：Dmax=rp/f，其中rp=颗粒半径，且f=初始体积分数。具有采用的颗粒尺寸和体积分数的若干合金的计算表明可预计大约1到大约100mil左右的再结晶β晶粒尺寸。
因此，在一个特定实施例中，合金成分在足够高于β转变的硅化物溶线下形成，使得下文所述的处理方案实用。例如，在某些实施例中，本文公开的钛合金可具有大约1700℉到大约1950℉的β转变温度，以及大约1775℉到大约2200℉的硅化物溶线温度。
在合金处理期间，Si趋于在固化期间分离。因此，均化处理能够可选地在任何后续处理步骤之前执行，以便使锭中的Si成分的局部峰值/谷值平滑化。即，具有较小尺寸的合金中的Si的更均匀的分布可形成为在β加硅化物相场中再结晶时产生较细β晶粒再结晶的潜在可能。例如，均一处理可在高于合金的β转变温度和硅化钛化合物的硅化物溶线温度两者的处理温度下执行。Ti-64中的Si的扩散看起来比从二元Ti-Si系统中确定的更快，导致可能较低的均化温度和/或较短的均化时间，参看Iijima, Y., Lee, S.Y., Hirano, K.(1993) Phil. Mag. A 68: 901-14页，其公开内容通过引用并入本文中。作为备选，均化处理可在热加工坯锭操作的一部分之后执行。均化处理的另一个潜在优点在于以下：如果在固化期间，局部硅浓度高于某一水平，且/或冷却速率低于某一速率，则富硅颗粒可沉淀。高于最终热处理状态中的某一尺寸范围，这些颗粒可降低机械性质，诸如疲劳、延性、抗冲击性和可焊接性。均化处理和高于某一速率的可选的受控冷却的使用将导致这些颗粒的完全溶解，或冷却期间的较细颗粒的沉淀，导致性质的改善，诸如疲劳、延性、抗冲击性和可焊接性。在随后的处理步骤期间，预计可形成附加的富硅颗粒，然而，这些颗的尺寸将可能小于初始固化和冷却期间产生的那些。
不论是否执行任何均化处理，合金都经历在β处理温度下的高温β处理，该温度高于合金的β转变温度和硅化钛颗粒的硅化物溶线温度两者。例如，高温β处理可从比硅化物溶线温度仅略高到高几百度执行(例如，高大约10℉到高大约400℉)。该高温β处理可有助于确保合金基本所有都在β相。
在高温β处理之后，合金坯锭然后可在低于合金的β转变温度和硅化物溶线温度两者的温度下经历低温α/β加工。该α/β加工至少部分地保持，且导致在之后或随后步骤中再结晶。
在α/β加工之后，合金坯锭然后可在β处理温度下经历β处理(例如，退火操作或β锻造操作，见Lütjering, G., Williams, J.C. (2003) Titanium. Springer-Verlag,Berlin和Semiatin S.L.等人(1997) JOM 49(6), 33-39，其公开内容也通过引用并入本文中)，β处理温度高于合金的β转变温度，但低于硅化钛化合物的硅化物溶线温度。因此，该β处理可将β晶粒再结晶至较细尺寸。如上文所述，硅化钛的体积分数和颗粒尺寸可影响这里再结晶的β晶粒尺寸。在完成该β处理步骤之后，合金坯锭可使用本领域中的技术人员已知的多种冷却技术经历β处理后的冷却过程，冷却技术诸如但不限于风扇空气、油、气体和水骤冷，以产生锻造后的冷却制品。在一个实施例中，合金坯锭尽可能快地冷却，以最小化在室温下形成的微结构的尺寸。在骤冷期间，β相开始在低于β转变温度下转变成α相。然而，快速骤冷导致形成较薄的α片晶，这随后在后续的α/β加工中转变成较小的α颗粒，且继而又控制所得制品中的HCF。
后续的α/β加工步骤通常然后执行，其设计成在低于合金的β转变温度和硅化物溶线温度两者的温度下，将α片晶转变成初生(或等轴)α颗粒，其具有尽可能小的尺寸。与以上β处理步骤组合，该α/β加工导致小得多的前β晶粒尺寸，这继而又导致显著更细的α晶团尺寸(其中各个晶团为具有相似晶体定向的板组织)。在第二α/β处理步骤之后，初生α晶粒尺寸可较小，因为其以较薄片晶(相比于α/β处理的Ti-64)开始，这导致改善的强度和HCF性质。还将注意的是，更细得多的晶团尺寸导致坯锭和构件级处的改善的超声可检查性。
处理的坯锭然后可在低于合金的β转变温度和硅化物溶线温度两者的锻造温度下进行α/β锻造。应当认识到的是，用于锻造后冷却过程的冷却速率可取决于若干因素。
锻造后冷却制品然后可溶解热处理至低于β转变和硅化物溶线温度(例如，比β转变低大约50℉到大约250℉的温度)的温度，但在高于α/β构件锻造处理温度的温度下，且保持一定时间，以确保整个零件处于热处理温度(例如，达到大约4小时)，以产生包含β相基质中的初生α的颗粒的溶解热处理的制品。
该溶解热处理的制品然后可经历受控的溶解后冷却处理来产生溶解后冷却的制品。在溶解后热处理之后的冷却速率大体上期望尽可能快。例如，具有大约6英寸或更大的截面尺寸的制品的受控的溶解后冷却速率可比从大致线性冷却速率计算的大约100℉/分钟更快(例如，从比溶液温度低大约25到50℉到次生α沉淀开始)。例如，通过水骤冷，冷却尽可能快地发生。然而，在制品的较厚截面中，不可避免地存在较慢的冷却速率，特别是在制品的厚度内。因此，在一个实施例中，合金结构设计(例如，经由预加工)成使得较慢的冷却速率(与这些加厚部分相关联)最小化，且/或受控，使得实现强度改善/具有良好延性的HCF。
适用于溶解加热过程的方法将是本领域的技术人员已知的。溶解加热处理方法的实例可包括在空气、真空或惰性(即，氩)气氛中热处理。受控的溶解后冷却过程可具有对达到强度(具体是HCF)和期望延性的最显著影响，且再次可涉及本领域的技术人员已知的多种冷却技术，诸如风扇空气、油、气体、聚合物、盐和水骤冷。
作为备选，溶解热处理可在高于β转变但低于硅化物溶线下进行。该处理方法导致细晶粒的β退火的结构(例如，对于机身构件良好)，其中所得的结构具有与Ti-64β退火的结构相似的疲劳裂纹增长性质，但由于β晶粒尺寸较小且存在Si和/或Cu和Fe和/或Mo，故厚截面强度和HCF将更好。坯锭和锻造处理可流线化，例如，包括最初的β热加工，随后是α-β热加工，以在高于β转变但低于硅化物溶线的锻造的溶解热处理之前由坯锭形成锻件。
可选地，在溶解热处理之前，锻件可预加工，以便提高冷却速率来进一步提高强度和HCF性质。此外或作为备选，可涉及最终锻造操作之后的粗加工和特定冷却方法的锻造后冷却的制品的构造可选择成实现期望的受控溶解后冷却速率范围。在延性可为较小问题的制品的部分中，高于期望范围的受控的溶解后冷却速率是可接受的。类似地，落入期望范围下的受控的溶解后冷却速率在可允许较低强度或HCF的制品的部分中是可接受的。
在受控溶解后冷却之后，溶解后冷却的制品可在大约1100℉(大约593℃)到大约1350℉(大约732℃)或更高的温度下经历时效和/或应力缓解热处理达大约1小时到大约8小时的周期，随后非受控冷却至大约室温，以产生最终制品。可使用低于1100℉的温度，但可需要更长时间。已知的是，添加过高水平的Si可由于硅化物颗粒的存在和/或形成α相中的有序Ti3Al颗粒的较大趋势而导致降低的延性和/或韧性，例如，见Woodfield, A. P.等人的(1988) Acta Metallurgica, 36(3), 507-515，其公开内容也通过引用并入本文中。对于给定的成分，在溶解热处理期间存在的初生α的体积分数将设置局部初生α成分，且因此，其在随后的时效和/或应变缓解处理期间形成有序Ti3Al颗粒的趋势。如果有序Ti3Al颗粒具有在时效和/或应力缓解热处理期间形成的趋势，则温度可升高到高于Ti3Al溶线。在此情况下，可能需要控制热处理之后的冷却速率，以最小化Ti3Al颗粒的形成。如果需要随后的时效和/或应力缓解温度，则Ti3Al颗粒的形成程度和对诸如延性和韧性的性质的影响需要在选择后续热处理时考虑。
当Si被包括在Ti合金中时，合金成分可设计成具有一定水平的Si，使得硅化物溶线低于β转变，或Si可完全在溶液中。针对合金成分的此范围的坯锭和构件锻造和热处理途径可以以类似于常规Ti-64处理的方式进行。因此，坯锭可任选地均化，然后β锻造，随后α-β预应变，随后β退火或β锻造，其中最终的坯锭处理低于β转变执行。所有后续的构件锻造和热处理步骤然后可低于β转变进行。存在于αβ处理和/或热处理温度下的任何硅化物都可在热机械处理和/或热处理期间防止局部β晶粒变粗和初生α变粗。如上文所述，有可能的是，甚至在较低水平的Si下，α基质的顺序仍可发生，这取决于初生α的体积分数，以及加至合金的其它元素(诸如Al,O,C和/或N)的水平。如果这发生，则可能需要调整时效和/或应力缓解热处理温度和/或时间。
II.合金中存在铜的处理
当Cu被包括为合金成分中的组分时，其中存在或不存在Si，Cu可在相对较低温度(例如，大约800℉到大约1000℉或更高，取决于合金中的Cu的水平)下形成钛合金中的钛铜化合物沉淀(例如，Ti2Cu)，这可加强α相，导致改善的强度和HCF性质。Cu 的添加还可导致初生相和次生相两者的改进，这也可导致改善的强度和HCF性质。
类似于Si，Cu也趋于在固化期间分离，故上文所述的可选的均化处理(高于β转变温度)可用于使锭中的Cu成分的峰值/谷值平滑，或可在坯锭热加工操作的一部分之后执行来将锭转变成坯锭。可选的均化处理还可溶解尺寸可能相对大的任何初生钛铜化合物沉淀。
在铜存在于合金中时，无Si存在，则用于形成合金制品的过程可类似于合金Ti-64的(例如，最初β加工、α/β预应变、β锻造或退火来再结晶β晶粒，以及最终α/β坯料处理)，其中可选的均化过程(诸如上文所述)在处理之前或在坯锭处理的一部分之后，且时效处理在所有坯锭和构件处理(包括任何焊接操作，诸如惯性焊接)之后来由Cu带来强度性质。
在Cu存在的情况下，合金然后可设计成使得在坯锭转化和部分锻造加热处理和骤冷(诸如上文所述)之后，附加的低温时效处理可用于析出Ti2Cu或其它含钛铜的颗粒，导致改善的强度和HCF性质。
例如，含铜钛合金锭可在高于合金的β转变温度进行高温β处理，随后在低于合金的β转变温度的温度下低温α/β处理，且然后通过后续高温β过程处理，随后水骤冷。最终α/β加工然后可在低于合金的β转变温度的温度下执行。构件锻造然后可在低于合金的β转变的温度下执行。最后，溶解热处理然后可在低于合金的β转变温度但略高于α/β锻造温度的温度下执行，随后骤冷(例如，如上文所述的快速骤冷)。在溶解热处理骤冷和与构件制造相关联的任何附加应力缓解操作(例如，惯性平移摩擦或其它固态或熔合焊接)后的典型时效/应力缓解操作之后，然后执行沉淀钛铜颗粒的低温时效处理。
对于具有Si的合金含Cu合金，坯锭和构件处理和热处理途径将取决于Si添加水平而遵循之前论述的含Si的合金，只是将需要最终沉淀时效热处理来带来含Cu的沉淀。沉淀钛铜颗粒的该低温热处理可与构件制造相关联的任何附加应力缓解操作(例如，惯性平移摩擦或其它固态或熔合焊接)组合或在其之后执行。如前文所述，有可能的是，在Si添加的情况下，初生α基质的顺序可取决于初生α体积分数、Si和加至合金的其它元素(诸如Al,O,C和/或N)发生。如果这顺序发生，则可能需要调整时效和/或应力缓解热处理温度和/或时间。
III.其它合金组分
如上文所述，Sn能够可选地包括在合金成分中，且可能用于将含Si合金中的硅化钛(例如，Ti5Si3)相稳定至较高温度。因此，Sn可用于保持硅化物溶线温度足够高于β转变温度，以允许处理期间用于坯锭转化的较宽的处理场，特别是在高于合金的β转变温度但低于硅化钛溶线的硅化物溶线温度的β处理温度下的β处理期间。
类似地，Zr可任选地被包括在合金成分中，特别是在升高温度下，可能用作含Si合金中的硅化钛相(例如，Ti5Si3)的稳定组分。
如所述，碳能够可选地以大约0.01wt%到大约0.2wt%(大约0.01wt%到大约0.1wt%)的量存在于合金成分中。在一个实施例中，碳的量可从Ti-64中通常发现的标称水平增大至大约1000wppm或更大(但低于含钛碳化合物溶线，例如，Ti2C)，以便提高强度和HCF性质。作为备选，合金中的C的量可增大到高于含钛碳的化合物溶线，其中含钛碳的化合物溶线温度高于β转变温度。在此情况下，含钛碳化合物颗粒可类似于上文参照Si所述那样使用和处理。即，含钛碳的化合物颗粒可用于在坯锭转化期间控制β结晶，以便获得尽可能细的前β晶粒尺寸。合金中的C的这样使用可连同Si(控制前β晶粒尺寸)和/或Cu(用于沉淀加强)来使用。已知C加至Ti合金趋于增大β转变，且导致相对浅的β接近曲线。这允许了初生α的相对低体积分数存在于远低于β转变的温度下，增大了可在颗粒规模实现的微结构的范围。由于初生和次生α相中的固溶体中的C和改进的初生α晶粒尺寸的组合，故在低于α相中的固体可溶极限时，C的添加可导致提高的性质，诸如强度和HCF。如Si添加的情况中那样，由于在初生α相中形成有序Ti3Al颗粒的较大趋势，故过高水平的C还可导致可能降低延性和/或韧性。如果有序Ti3Al颗粒具有在时效和/或应力缓解热处理期间形成的趋势，则温度可升高到高于Ti3Al溶线。在此情况下，可能需要控制热处理之后的冷却速率，以最小化Ti3Al颗粒的形成。如果需要随后的时效和/或应力缓解温度，则Ti3Al颗粒的形成程度和对诸如延性和韧性的性质的影响需要在选择后续热处理时考虑。
如所述，氧能够可选地存在于合金成分中，达到大约0.3wt%，或作为备选，大约0.1wt%到大约0.2wt%。如Si添加的情况中那样，由于在初生α相中形成有序Ti3Al颗粒的较大趋势，故过高水平的O还可导致降低延性和/或韧性。如果有序Ti3Al颗粒具有在时效和/或应力缓解热处理期间形成的趋势，则温度可升高到高于Ti3Al溶线。在此情况下，可能需要控制热处理之后的冷却速率，以最小化Ti3Al颗粒的形成。如果需要随后的时效和/或应力缓解温度，则Ti3Al颗粒的形成程度和对诸如延性和韧性的形状的影响需要在选择后续热处理时考虑。
如所述，Fe和Mo能够可选地以以下量单独或组合地存在于合金中[对于Fe，大约0.1wt%到大约2wt%的铁(例如，大约0.1wt%到大约1wt%，诸如大约0.1wt%到大约0.6wt%)，对于Mo，达到大约2wt%(例如，大约0.5wt%到大约1.5wt%，诸如大约0.5wt%到大约1wt%)]。Fe和Mo两者都是β稳定剂，且将趋于降低合金的β转变。
α稳定剂(表示为'铝当量'，由Aleq = Al + 1/3*Sn + 1/6*Zr +10*O + 20*N +20/3*C限定，其中各种元素以重量百分比表示)，且β稳定剂(以'钼当量'表示，由Moeq = Mo+ 2/3*V + 2.9*Fe + 1.6*Cr + 0.28*Nb + 10/13*Cu限定，其中各种元素以重量百分比表示)可被包括在钛合金中。尽管在铝当量或钼当量中没有针对Si的系数存在，但可能的是，Si将基于在初生α基质中形成有序Ti3Al颗粒的增大趋势结合到铝当量中。图5示出了基于上文提到的铝当量和钼当量定义绘出的商业钛合金的较宽范围。1区包含近α市售合金，其具有低β稳定剂含量，且通常在厚截面尺寸中很难硬化。这些合金可用作用于叶盘的毂材料，然而其应用可由于厚截面尺寸中的有限的淬硬性和相对较弱的疲劳性质而受限。1区合金可形成在由于固态焊接而骤冷之后的主要六角的马氏体结构。固态焊接通常可通过在一定温度下时效来加韧，该温度将不会远离焊缝和热影响区来使基础合金性质变差。注意，固态焊接可通过仅影响焊缝附近的材料中的局部热处理来加韧，然而存在关于此途径的控制问题，包括残余应力控制。因此，可能更期望热处理整个焊接的构件。
2区包含β或近β市售合金，其具有高β稳定剂含量，且通常在骤冷和时效之后可在厚截面尺寸中硬化。由于其优异的淬硬性，诸如2区中的Ti-17的合金可用作叶盘的毂材料。2区合金可在固态焊接引起的骤冷之后形成保持β。保持β焊缝可强度低于远离焊缝的基础合金，且需要焊接后时效来提高焊缝的强度。在低温下时效可导致超细α或omega相沉淀引起的焊缝中的过度硬化。在高温下时效可导致坚韧焊缝，然而，取决于基础合金成分，用于使焊缝加韧的较高时效温度可导致远离焊缝的基础合金材料的强度和疲劳降低。
3区包含具有中等水平的β稳定剂含量的α加β合金，且可在骤冷和时效之后硬化至中等截面尺寸。注意，图5和6中的3区示为虚线，且可延伸至界定1区和2区所示的边界。诸如3区中的Ti-6246的合金可由于其淬硬性用作叶盘的毂材料。在固态焊剂引起的骤冷之后，3区合金可形成斜方马氏体、六角马氏体和/或保持β的组合。焊缝可具有高于远离焊缝的基础合金的强度，且需要焊接后热处理来降低焊缝的强度。可能需要在高温下时效，以便降低强度和使焊缝加韧，然而，取决于基础合金成分，用于使焊缝加韧的高时效温度可导致远离焊缝的基础合金材料的强度和疲劳降低。如上文所述，固态焊接可通过仅影响焊缝附近的材料中的局部热处理来加韧，然而存在关于此途径的控制问题，包括残余应力控制。因此，可能更期望热处理整个焊接的构件。
图6示出了在1区和3区的中心的图5的下部，且还示出了以下表2中的实验合金。实验合金可由于增大的β稳定剂含量而具有超过Ti-64的提高的淬硬性，但还具有高时效温度，允许了固态焊接的构件的热处理来使固态焊缝加韧，而不会降低远离焊缝的基础合金性质。
在实验合金具有对于厚截面应用(诸如大截面尺寸叶盘)不足的强度和疲劳性质的情况中，附加的处理步骤可加入，以改进初生α晶粒尺寸，而不论合金是否包含硅、铜、或硅和铜两者。表2概述了处理成如由线性截断方法测得的大约15微米和大约2微米的两种不同初生α晶粒尺寸的厚截面Ti-64锻件的室温、HCF光滑条、A比=1、一千万次循环的跳动应力。减小初生α晶粒尺寸的锻造方法包括但不限于在较低最终α/β锻造温度下处理，或沿多个方向锻造，例如，见US2014/0261922, EP1546429B1和US2012/0060981。表2示出了初生α晶粒尺寸的大约七倍的减小导致HCF强度的大约30%的提高。因此，改造初生α晶粒尺寸的附加处理可导致具有提高的性质平衡的构件。
表2：处理成两种初生α晶粒尺寸的Ti-64厚截面块的10^7跳动高周疲劳应力
。
IV.合金构件
图1为具有中心旋转轴线12的示例性涡扇发动机组件10的简图。在示例性实施例中，涡扇发动机组件10包括进气侧14和排气侧16。涡扇发动机组件10还包括核心燃气涡轮发动机18，其包括高压压缩机20、燃烧器22和高压涡轮24。此外，涡扇发动机组件10包括设置在核心燃气涡轮发动机18轴向下游的低压涡轮26，以及设置在核心燃气涡轮发动机22的轴向上游的风扇组件28。风扇组件28包括从转子毂32沿径向向外延伸的风扇叶片30的阵列。此外，涡扇发动机组件10包括设置在风扇组件28与低压涡轮26之间的第一转子轴34，以及设置在高压压缩机20与高压涡轮24之间的第二转子轴36，使得风扇组件28、高压压缩机20、高压涡轮24和低压涡轮26相对于涡扇发动机组件10的中心旋转轴线12串流连通且同轴对准。
在操作期间，空气穿过进气侧14进入，且穿过风扇组件28流至高压压缩机20。压缩的空气被输送至燃烧器22。在穿过排气侧16流出涡扇发动机组件10之前，来自燃烧器22的空气流驱动高压涡轮24和低压涡轮26。
高压压缩机20、燃烧器22、高压涡轮24和低压涡轮26各自包括至少一个转子组件。旋转或转子组件大体上取决于它们在涡扇发动机组件10内的相对轴向位置而经历不同的温度。例如，在示例性实施例中，涡扇发动机10朝前风扇组件28具有大体上较冷的操作温度，且朝后高压压缩机20具有较热的操作温度。因此，高压压缩机20内的转子构件大体上由相比于风扇组件28的转子构件的制造材料能够经得起更高温度的材料制成。
尽管涡扇发动机组件10代表旋转机器类别的一个成员，但其它成员包括陆基燃气轮机、涡轮喷气、涡轮轴发动机、无涵道发动机、无涵道风扇、固定翼和螺旋桨转子等，以及分布式推进器，诸如分布式风扇或吊舱等。本领域的技术人员将认识到的是，实施本发明将包括制作和使用可用于操作此旋转机器的旋转机器部分形式的构件。例如，示例性旋转机器部分包括盘、叶盘、翼型件、叶片、导叶、一体地带叶片的转子、框架、整流罩、密封件、变速箱、壳、支座、轴等。
类似地，本领域的技术人员将认识到的是，实施本发明将包括制作和使用机体部分形式的构件，例如，包括翼梁、肋、框架、箱、吊架、机身、稳定器、起落架、翼、座位轨道和整流罩等。
另外，具有诸如图2的翼型件60的制品的构件可由创造性的合金制造。示例制品可具有厚截面，铸造和锻造，或为结构航空铸件，等。
实例
表3比较了示例性钛合金，比较合金和具有Ti-64的创造性合金：
表3，选择的实验合金的化学成分(wt%)
。
表4，表3中的选择的合金的室温拉伸性质
。
表5，表3中的选择的合金的300F拉伸性质
。
表6，表3中的选择的实验合金的600F拉伸性质
。
表4,5和6示出了表3中列出的一些合金的随溶解热处理的冷却速率变化的室温、300℉和600℉的拉伸性质。相比于Ti-64基准，合金A，看到了大约130℉每分钟的缓慢冷却速率，在室温下测试的合金G(Ti-64加Fe、Mo和Si)和J(Ti-64加Fe、Mo、Si和Cu)具有略微较低的塑性伸长，但最终且0.2%屈服强度高大约25-30ksi。
 表7示出了穿过600F模量的升高室温的合金对拉伸模量性质的影响。当C、Fe和Mo连同Si加入时，室温和600F下存在拉伸模量的较小增大。类似于C，Fe、Mo和Cu加至Ti-64基，存在温室和600F中的拉伸模量的小增长。增大的模量导致叶盘应用的情况中的翼型件应力的潜在减小，可能允许较薄的翼型件设计成具有较低重量和改善的性能。
表7：表3中选择的实验合金的弹性模量(Msi)
。
表8示出了具有大约2的应力集中(Kt)的开槽条的一千万次循环的室温HCF跳动应力，A比=无限和0.5。在A=无限时，在一千万次循环HCF跳动应力中看到的大约45%的改善，而在A=0.5时，一千次循环HCF跳动应力改善为大约10%。
表8：表3中选择的实验合金的10^7跳动高周疲劳应力
。
对外物破坏(FOD)的抵抗力使用压缩的气体弹道钻机评估，在范围从大约600到大约1000英尺每秒的速度下在合金A,G,J和K片上发射大约0.175''的钢珠轴承。
基线Ti-64(合金A)显示出在大约800ft/s和更低下无插入。在大约1000ft/s下，发生插入，但未观察到径向开裂。合金G,J和K在所有测试速度下显示出相当或更好的结果，在冲击区域周围具有相似或更小的变形。在合金J的情况下，珠在大约1000ft/s下未插入，表明在涉及的高冲击应变率下的优异的强度和韧性的组合。
尽管按照一个或更多个特定实施例描述了本发明，但将清楚的是，其它形式可由本领域的技术人员采用。将理解的是，连同本文的成分使用的"包括"公开且包括了其中成分基本上由所述组分构成(即，包含所述组分且没有显著不利影响公开的基本新颖特征的其它组分)的实施例，以及其中成分由所述组分构成(即，除自然且不可避免存在于各个所述组分中的污染物外，仅包含所述组分)的实施例。
本书面描述使用了实例来公开本发明，包括最佳模式，且还使本领域的任何技术人员能够实施本发明，包括制作和使用任何装置或系统，以及执行任何并入的方法。本发明的专利范围由权利要求限定，且可包括本领域的技术人员想到的其它实例。如果此类其它实施例包括并非不同于权利要求的书面语言的结构元件，或如果它们包括与权利要求的书面语言无实质差别的等同结构元件，则期望此类其它实例在权利要求的范围内。

Claims (20)

1.一种钛合金，包括大约5wt%到大约8wt%的铝；大约2.5wt%到大约5.5wt%的钒；大约0.1wt%到大约2wt%的选自铁和钼构成的集合的一种或更多种元素；大约0.01wt%到大约0.2wt%的碳；达到大约0.3wt%的氧；硅和铜；以及钛。
2.根据权利要求1所述的钛合金，其特征在于，包括大约5.5wt%到大约6.75wt%的铝。
3.根据权利要求1所述的钛合金，其特征在于，包括大约3.5wt%到大约4.5wt%的钒。
4.根据权利要求1所述的钛合金，其特征在于，包括大约0.1wt%到大约1wt%的铁。
5.根据权利要求1所述的钛合金，其特征在于，包括达到1wt%的钼。
6.根据权利要求1所述的钛合金，其特征在于，包括大约0.01wt%到大约0.1wt%的碳。
7.根据权利要求1所述的钛合金，其特征在于，还包括达到2wt%的选自锆和锡构成的集合的一种或更多种元素。
8.一种构件，包括：
钛合金制成的制品，所述钛合金具有大约5wt%到大约8wt%的铝；大约2.5wt%到大约5.5wt%的钒；大约0.1wt%到大约2wt%的选自铁和钼构成的集合的一种或更多种元素；大约0.01wt%到大约0.2wt%的碳；达到大约0.3wt%的氧；硅或铜中的至少一者；以及钛。
9.根据权利要求8所述的构件，其特征在于，所述制品还包括厚截面。
10.根据权利要求8所述的构件，其特征在于，所述制品是铸造且锻造的。
11.根据权利要求8所述的构件，其特征在于，所述制品为结构航空铸件。
12.根据权利要求8所述的构件，其特征在于，在铜不存在时，所述钛合金包括大约0.01wt%到大约2wt%的硅。
13.根据权利要求8所述的构件，其特征在于，在铜存在时，所述钛合金包括达到1wt%的硅。
14.根据权利要求8所述的构件，其特征在于，在硅不存在时，所述钛合金包括大约0.5wt%到大约2wt%的铜。
15.根据权利要求8所述的构件，其特征在于，在硅存在时，所述钛合金包括达到2wt%的铜。
16.根据权利要求8所述的构件，其特征在于，所述钛合金还包括达到2wt%的选自锆和锡构成的集合的一种或更多种元素。
17.根据权利要求8所述的构件，其特征在于，所述制品以选自盘、叶盘、翼型件、叶片、导叶、一体的带叶片的转子、框架、整流罩、变速箱、密封件、壳、支座和轴构成的集合的旋转机器零件形式制成。
18.根据权利要求8所述的构件，其特征在于，所述制品以选自翼梁、肋、框架、箱、吊架、机身、稳定器、起落架、翼、座位轨道和整流罩构成的集合的机体零件的形式制成。
19.一种用于形成具有β转变温度和硅化钛溶线温度的合金构件的方法，包括：
在高于所述β转变温度的温度下热加工钛合金锭，其中所述钛合金锭包括大约5wt%到大约8wt%的铝；大约2.5wt%到大约5.5wt%的钒；大约0.1wt%到大约2wt%的选自铁和钼构成的集合的一种或更多种元素；大约0.01wt%到大约0.2wt%的碳；达到大约0.3wt%的氧；达到2wt%的选自锆和锡构成的集合的一种或更多种元素；硅或铜中的至少一者；以及钛；
在低于所述合金的所述β转变温度和硅化物溶线温度两者的温度下热加工所述钛合金锭；
在高于所述β转变温度但低于所述硅化钛溶线温度的温度下热加工所述钛合金锭；
在低于所述合金的所述β转变温度和所述硅化物溶线温度两者的温度下热加工所述钛合金锭，从而形成坯锭；
在低于所述合金的所述β转变温度和所述硅化物溶线温度两者的温度下热加工所述坯锭来形成锻件；以及
在低于β转变和所述硅化物溶线温度的温度下溶解热处理所述锻件。
20.根据权利要求19所述的用于形成合金构件的方法，其特征在于，还包括在溶解热处理之后均化所述锻件。
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